本科毕业设计外文翻译

本科毕业设计外文翻译外文译文题目（中文）：低碳中厚板以及热轧带钢生产过程概述

学院:

专业:

学号:

学生姓名:

指导教师:

日期:

Processing of low carbon steel plate and hot strip—an overview

B K PANIGRAHI

R&D Centre for Iron and Steel, Steel Authority of India Ltd., Ranchi

834 002, India

低碳中厚板以及热轧带钢生产过程概述

B K PANIGRAHI

R&D Centre for Iron and Steel, Steel Authority of India Ltd.,

Ranchi 834 002, India

摘要：均热温度、压下规程、终轧温度以及卷取温度在低碳中厚板和热轧带钢的生产过程中起着重要的作用。这些因素控制了各种物理和冶金的过程的动力学，即奥氏体化、再结晶以及沉淀的过程。最终转变后的微观组织取决于这几个过程以及它们之间的相互作用。考虑到原料成本的增加，人们开发了新的生产技术如再结晶控轧、温轧可用来生产中厚板以及较薄的热轧带钢，它们都有很好的延伸性。除此之外，混合电脑建模技术可以用来生产具有特定性能的带钢产品。虽然以前就有人对低碳微合金钢进行过探讨，但本文所讨论的是新的技术。

关键词：微合金钢；热力学过程；温轧；工艺参数建模

1.引言

中厚板和热轧带钢在国家钢铁产品中占很大比例。其屈服应力在250到300 Mpa间可以满足不同的需求。这些产品在生产时适量地加入了多种微合金元素以获得需要的屈服强度和韧性。热轧中厚板和带钢过程就是重新加热半成品，也就是厚板坯，通过轧机连续减小材料的厚度，将终轧温度控制在一定值再加上在运出棍道上急速水冷。通过这些步骤，使单一的合金钢可以具有良好的化学组成以及优秀的屈服应力和抗冲击能力。因为加入合金成分的成本的增加这种轧制方式现在比以前任何时候都适合。这种控制可以运用到多种现代中厚板和带钢轧机上使其获得更高的机械和微结构强度。受到后续工序成本的增加，温轧和铁素体轧制工艺的发展有了重大的突破，直接的影响是在对高可纺性和表面平整度要求较低的市场领域取代了冷轧和退火产品。计算机模拟和过程模型使钢铁在没有真实生产具有的性能完全可见。本文旨在列出各种处理的顺序，就是均热终轧温度，卷曲温度，压下规程和他们带来的影响相较于包括微合金刚在内的低碳钢的机械性能以及自动控制热轧生产线的发展。微合金刚是高力学结构钢，它拥有的屈服应力最低为350 Mpa，加入了很少量的铌、钒或者钛。它们是可焊的，在总量比、韧性、柔软性以及焊接能力上都具有很好的强化。它们的强化受不同的机制影响，就是固溶强化、细化晶粒、沉淀强化、位错强化以及基粒强化。

2.均热温度的作用

均热温度十分重要是由于它会影响产品的产量和质量。液态钢背浇注成钢锭或者厚板。如果钢锭的均热温度和在均热炉中持续的时间使铸锭中心处在熔化状态就会影响半成品的产量和质量。当均热温度低于(~ 1280°C)并且在均热炉中长期放置将会促进铸锭的完全凝固为接下来的轧制做准备以提高产品的产量与质量。均热温度的另外一个重要作用在于均一半成品中的化学成分。这个是通过重新加热到预先设定的温度来完成

的。低碳钢的在重新加热的各个不同阶段发生的变化的示意图见图1。这些是(a) 单碳体的增加、 (b) 渗碳体的扩散 (c) 铁素体转化为奥氏体 (d) 奥氏体晶粒长大以及(e) 沉淀物的分解。加热低碳钢到Ac1点的过程中一部分碳被释放出来。在Ac1点奥氏体开始形核。理论上存在2种不同的形核位置：铁素体和铁素体晶界和铁素体与渗碳体的接触表面(Speich et al 1969)。奥氏体在铁素体与渗碳体的表面的形核是靠本身的碳和猛的热力学动力推动的(Lenel and Honeycombe 1984)。微合金元素的沉淀不能抑制奥氏体形核(Hirsch and Parker 1981)。当奥氏体晶核与渗碳体万千融合以形成奥氏体时，它将会迅速吞并周围的渗碳体晶粒。如果t是90%的半径为r的渗碳体分解的时间，那么t = 10 r2/Dc (Hillert et al 1971)，其中Dc是碳在奥氏体中的扩散系数。给定r = 1 μm, Dc = 2.5*10–7 cm2/s (大约 0 1% C) 在1000°C (Smith 1953), t = 1/4 s。但是，众所周知碳很容易被溶解在其中的溶质元素Mn, Mo, Cr等取代从而使渗碳体变成(Fe, Mn, Cr, Mo)3C而不是Fe3C (Thomson and Bhadeshia 1994; Thomson and Miller 1998)。渗碳体中的替换元素的高稳定能量使其溶解性降低(Speich et al 1981)。因此，渗碳体转换成奥氏体的能力减小的现象便显而易见。

图1 再加热温度对微的结构影响图2 析出物的分解动力学类似的，其他沉淀物的分解尤其是AlN, VC, VN, Nb(CN), TiN也取决于温度与时间（图2）(Easterling 1992).当调整重新加热温度的时候这些因素都需要被考虑进去。未溶解的沉淀物，尤其是溶解温度> 1250°C以及~ 1150°C的Nb(CN)，通过连接奥氏体晶界抑制奥氏体晶粒长大(Cuddy 1985)。影响最大的是TiN (表3)。不同碳和铌含量水平的钢中Nb(CN) 的分解温度在表1中给出(Lamberigts and Greday 1974)。数据显示在1150°C以上的低碳钢中未溶解的沉淀物是不能够连接奥氏体晶界的。

表1 奥氏体中铌的分解温度

3压下规程的影响

压下规程是厚板变成中厚板和带钢的一系列压缩次序。压下规程由于影响再结晶与沉淀动力学通过一个大的宽展影响产品最终的特性。之前奥氏体的热应力（流动应力）知识推算出了厚板的压下规程公式，用它来调整轧机的压下螺丝以获得一个精确地尺寸，从而避免轧制失误。

当奥氏体变形时，它的位错密度增加。动态静态回复伴随着奥氏体中的二次晶粒长大而发生(McQueen and Jonas 1973)。微合金元素由于阻碍了位错的运动从而提高了奥氏体（图4）的热应力(Zidek et al 1969; Tamura et al 1988)。大量关于铁原子尺寸的不同最大化的使热应力增加(表 2) (McQueen and Jonas 1973)从而导致局部扭曲。数据同时显示当压下温度较低时会引起热应力的显著增加。间隙碳在900°C时由于它的高扩散率，其对热应力的影响不大。之后分解的沉淀物由于与位错的交互作用，同样增加热应力。如图4所示铌，碳氮化合物在一个含0 06% C, 1 25% Mn, 0 32% Si, 0 075% Nb, 0 024% Ti，0 035% Al的钢中(Siciliano and Jonas 2000)。

图4 微合金元素和析出物对奥氏体热应力的影响

在计算奥氏体的热应力的文献中有许多公式清楚给出了计算不同轧制温度时奥氏

体应力方式。下面给出了两个著名的公式用来分别计算中厚板（McTegart and Gattins 1976)和带钢(Siciliano and Jonas 2000)在不同应变水平时的状态。

表2 尺寸系数对奥氏体热应力的影响

3012/1000n p A k A r A A In T ε??=+++ ??

? （1）

其中，kp 是奥氏体的热应力，r 是压缩比（0.1—0.4），n 是工件硬化系数(~ 0.2)，ε是轧制时的真实应变率(2–20 s –1)，T 是轧制温度(°K)。A0, A1, A2以及A3的值见表3(McQueen and Jonas 1973)。另外一个用来计算C –Mn 和微合金热轧带钢平均流动应力的公式是

()()220.210.13285129681120{exp 0.126 1.750.5940.7680.510.137 4.217}1d ss d

MFS C C C C T Nb Mn Ti X K X εεσ=

????+--++ ? ?????

+++-+ （2）

其中T 是轧制温度（°K ），ε是真应变，ε 是真应变率

()1s -，d X 为动态再结晶软化系数，ss σ是静态应力。K 是一个吧流动应力转换成为平均流动应力的参数=1.14. 表3 平均屈服应力系数

钢 A0 A1 A2 A3 低碳钢 0.49 516.6 21.3

-357.2 低合金钢 -1.78 564.6 19.9

-368.5 不锈钢 1.40 745.3 22.2 -485.5

3.1回复过程

回复过程，发生在奥氏体在一定的温度范围变形的时候，与其围观结构的变化有很

重要的联系。在中厚板和带钢的生产中，动态回复、静态回复和静态再结晶是重要的恢复过程(McTegart and Gattins 1976)。在热力学上，当金属变形后，它处在一个高能级并且不稳定的状态。如果可能的话，它会它会尽量通过一系列恢复过程来降低点缺陷的密度来降低自身的自由能从而回到平衡状态。即动态回复、静态回复和静态再结晶如图5所示(Hensel and Lehnert 1973)。假设位错的消失是回复与再结晶的驱动力，那么静态再结晶的驱动力则来自再结晶晶界迁移所带来的单位体积储存能的降低(Hansen et al 1980)。这里给出了公式

22R ub F ρ?= （3）

图 5 回复过程示意图

其中μ是切变模量=7*104 MPa, b 是伯格斯矢量=2.5*10–10还有r 是变形区域位错密度的改变和再结晶晶界的迁移~2*1014

对于每种材料都有静态回复的停止温度(Borato et al 1988)如公式

()()

()88746466456647322308903631357nr t C C Nb Nb V V Ti A Si ?=++-+-++- （4）

图6 低碳钢和ELC 钢的轧制规程示意图

图7 铌微合金钢再结晶（a ）和析出（b ）的动力

如果变形温度高于tnr 将会得到由静态再结晶产生的等轴晶奥氏体结构。（图6）。低于tnr 再结晶将会变得迟缓。合金元素和沉淀物通过牵制效应和链接作用分别影响奥氏体晶界从而阻碍静态再结晶(Meyer et al 1971)。当条件有利于应变诱导沉淀的时候将会最大程度的阻碍再结晶（图7）(LeBon and Rofes Vernis 1976; Ouchi and Sampei 1976)。对于铌化钢，引起最大程度的诱导沉淀的温度是~ 900°C（图7）。应变诱导的沉淀是非常细腻的(3–7 nm)。它与屈服应力没有多大的关系因为当热加工时它会变得粗糙。除此之外，通常在热轧带钢轧制过程中前2架精轧机处的高应变和温度会引发动态回复(Robiller and Meyer 1980)。动态应变重要的应变(Kwon et al 1998)是：

40.16700710.177

8.0310C Do Z εε--=?

（5）

其中0D 是原始尺寸，e 是真应变，Z 是Zener-Holomon 参数=ε exp （312000/RT ），ε 是真应变率，R 是气体常数，T 是温度，单位是°K ，当应变积聚到c ε时，辊缝间便发生动态回复。

4.精轧温度的作用

精轧温度（FRT ）影响着中厚板和热轧带钢的铁素体晶粒度和机械性能。FRT 根据化

学和最终的机械性能进行设定。FRT 有5种可能（图6）：（a ）奥氏体再结晶区域的FRT （再结晶控制轧制），（b ）非奥氏体再结晶区域，（c ）在（a ）和（b ）边界上的FRT （d ）奥氏体铁素体区域的FRT 以及（e ）铁素体区域的FRT 。

（a ）当FRT 是在再结晶控制轧制的奥氏体再结晶区域的时候，将会由于将会转变

产生再结晶微观结构从而得到一个完全奥氏体再结晶结构。铁素体在奥氏体晶界形核。转变的铁素体(da)的尺寸取决于奥氏体晶粒度和从FRT 的冷却速率。如果SV 是单位体积有效地晶界区域，SV ~ 1/0 5 dg (Underwood1970)则

da = 3 75 + 0 18 dg + 1 4 (dT/dt)–1/2, （6） dT/dt 是750–550°C 的冷却速率单位是°C/s，da 是转变铁素体晶粒度单位是μm，dg 是冷却前的奥氏体晶粒度单位是μm。

通过再结晶控制轧制在很多情况下可以免去轧后正火的工序，从而节省了能源提高了产量。这些在图8中示意性表示出（最上方曲线）。

图8 铌微合金钢的轧制规程图9 微结构显示铁素体在Nb+V微合金钢。

样本在未再结晶奥氏体区域精轧，冷盐水淬

火，用

2%的nital腐蚀磨光（G奥氏体晶界 D变形带）

（b）如果FRT是在非奥氏体结晶区域（图8中间曲线），在微合金钢中就会产生含有变形带和孪生带的伸长奥氏体结构 (DeArdo 1984) 。变形带在多相上形核将会在邻近滑移线上产生阻塞从而导致带的横向增长(Frank and Stroh 1952)。在这种情况中铁素体形核不仅仅在奥氏体晶界上，同时也在变形带和孪生带上(Inagaki 1983; Tanaka 1984; Panigrahi et al 1984)。当微合金钢的非变形奥氏体区域减少了20%以上的时候就会观察到变形带和孪生（图9）(Panigrahi 1981)。在这个条件下SV应该包含两个部

分

gb db tw

V V V

S S S+

=+，其中gb

V

S是单位体积的晶界，db tw

V

S+是变形带和孪生的表面区域。由

于铁素体在奥氏体晶界变形带和孪生带的形核，将会使转变铁素体晶粒变得更好（图9）(Panigrahi 1981).。

（c）当FRT在再结晶和非再结晶奥氏体边界区域(figure 6)的时候，将会导致铁素体晶粒度的混合(Jones and Rothwell 1968)。这个是由于不同种类的奥氏体晶粒的变形(LeBon and Rofes Vernis 1976)。一个在变形中间阶段的奥氏体~ 1050°C，如果在之后不充分变形也能是铁素体晶粒混合（在1050°C时厚度减小大约50%）。混合晶粒将会导致材料缺乏冲进韧性（Tanaka 1981）。

（d）当FRT在两相区域(g + a)时（图8，底部曲线），将会形成变形铁素体（可能回复或再结晶），软化铁素体（即再结晶铁素体）和珠光体(Tanaka 1981)。这些在图10中示意表示出。可以推定在精轧到两相区之前奥氏体已经再结晶成了等轴晶。当温度降到钢的Ar3线以下的时候铁素体开始在奥氏体晶界上形核。两相区的变形使奥氏体形变硬化，并且重新产生铁素体晶粒。在温度的影响下，回复过程开始，奥氏体和铁素体同时发展亚结构(Dunne et al 1991)。新形成的奥氏体在变形奥氏体晶界上和奥氏体晶粒内的位错上(Priestner and de Los Rios 1976)。应变硬化的铁素体受温度、压下程度和微合金元素影响可以通过再结晶得到更好的铁素体晶粒，或者保持在回复阶段或者非回复阶段。微合金元素的沉淀物使亚结构稳定从而延缓再结晶。由于二次晶粒的晶界墙的作用，奥氏体晶界上新形成的铁素体将会向内生长。当温度降到Ar1的时候，

图10 微合金钢中铁素体在两相轧制区形核(P, pearlite) 图11温轧的含碳量和温度范围

参与奥氏体转变成珠光体。因此在室温下将会得到一个拥有良好软性铁素体，回复铁素体以及有可能有硬化铁素体和珠光体的结构。这种微结构将会产生最高的应力但是由于<110>//RD 结构的发展会产生一定程度的屈服应力各向异性(Bramfitt and Marder 1973)。此外，由于<100>//ND 结构的发展同样会产生厚度脆化。由于回复与再结晶的程度不同其韧性趋于多样化。由于大角度的晶界的再结晶铁素体的存在，将会加强韧性。回复铁素体对于对于韧性没有反作用但是硬化铁素体将会降低韧性(Tanaka 1984)。

（e ）在铁素体阶段的精轧就是所谓的铁素体轧制或温轧(Perry et al 2000;

Tomitz and Kaspar 2000)。它主要运用于特殊低碳钢(~ 0 01%)和缝隙自由钢(Hoile 2000)。缝隙自由钢是一种碳含量极端低(30 ppm)低氮(30 ppm)并可附加一些Nb/Ti 的钢。温轧有几个优点。特殊低碳钢（ELC ）的铁素体区域在600–800°C时延展（图11）(Barnet and Jonas 1999)。精轧温度线在这个区域内。奥氏体向铁素体转变使轧制符合降低（图12）(Barnet and Jonas 1999)。其他的优点有提高炉子生产能力、节省能耗、低浪费和板坯损伤、低轧辊磨损、低冷却水消耗等。其产品呈现低屈服应力、高的延展和低的常态各向异性。要获得这些特性就需要在卷曲时完全再结晶。较低的卷曲温度提供了不完全的再结晶和具有低r –硬质热带钢。较低的板坯重新加热温度~

1100°C在不影响卷曲过程的的再结晶的前提下只溶解了少量先前存在的AlN沉淀物(Jabs 1995)来确保了高的r–值。代表性的r值1.5并不是罕见的。薄的热板带(1 mm)可以在铁素体轧制中得到。这样可以通过表面精整来代替后续的冷轧和退火并且不需要太高的r值。通过温轧得到的钢的典型成分、机械性能和微观结构在表4中给出(Harlet et al 1993)。

图12 变形温度对塔苏低碳钢（ELC）流动图13 热轧带钢的轧制规程

应力的影响

5. 卷曲温度的影响

热轧带钢的卷曲温度影响铁素体晶粒大小和尺寸，珠光体的间距层，珠光体层的厚度，晶界渗碳体形态，晶界渗碳体薄层结构以及沉淀物形态。通过改变精轧温度和出轧棍道冷却速率可以控制卷曲温度。这里有两种可能—（i）低卷曲温度以及（ii）高卷曲温度。

（i）低的卷曲温度是在650–550°C范围内的。热轧带钢的目的之一就是避免晶粒结构的混合。为了避免晶粒结构的混合，奥氏体在离开精轧机之前需要获得足够的储存能(McTegart and Gattins 1976)。图13示意性的表示出了奥氏体在离开精轧机后的通过水冷来抑制再结晶可以保护伸长的奥氏体晶粒尤其是对于铌合金钢，尽管受温度的影响，带钢在进入卷曲前的地温度仍然会在出轧棍道上发生回复。在卷曲时，铁素体在奥氏体晶界上形核并且由于热力学的过冷它也会在奥氏体内部的缺陷上形核 (DeArdo 1984) 。这个将会导致等轴铁素体晶粒转变为晶界渗碳体。更快的卷曲速度和更低的卷曲温度(~ 550°C)将会有利于AL和N在热轧带钢中保持溶解状态(Wilson and Gladman 1988)和形成非常良好的铁素体晶粒，更好的晶界碳化物（图14 a）以及低体积百分比的微合金碳氮化合物。当卷曲温度在690°C左右的时候晶粒尺寸和碳化物沉淀并不理想(图 14b)。对于含铌的低碳钢(C ~ 0 04%)，并不需要太快的出轧棍道冷却。因为微合金碳化物的存在，奥氏体的再结晶被延缓了(LeBon and Rofes Vernis 1976)，以至于带钢在进入卷取机的时候任然能保持伸长奥氏体形态。这个将会保证热轧带钢得到良好的铁素体晶粒尺寸以及良好的铌炭化合物析出(Meyer and deBoer 1977)。

表4 温轧钢的化学过程参量和特性

图14卷曲温度对热轧带钢微结构的影响（CT：低）(P, cementite)

图15卷曲温度对热轧带钢微结构的影响（CT：高）

（ii）高卷曲温度将会高于A1线。这个是为了一些低碳钢冷轧和炉箱式退火的需要。(Van Cauter et al 2000)。当温度高于A1线的时候，铁素体和奥氏体在卷曲前并存，此外铝和氮作为AIN析出物出现于热轧带钢中。奥氏体具有更高的炭溶解性将会有很高的含碳量并且在转变成铁素体后，晶界上开始积聚粗糙渗碳体。其原理在图15a中表示出。热轧带钢的这种晶界上的通过AIN析出形成的粗糙渗碳体对于晶粒的延伸和r

值都有不利的影响(Pickering 1978)。渗碳体组织将会更好，并且通过出轧辊道的精确控冷(图 16)来保持A1温度（图15）可以使铝和氮保持在固溶体状态(Houdremont 1956)。这种方式可以减少热轧带钢的卷曲温度使其低于A1温度60–80°C(721°C)并且仍然保持它在a + g两相区域（图16）为了保证得到足够的渗碳体层厚度。这种技术可以保证冷轧和分批退火钢良好的伸长和r值。典型的热轧板带钢的r值6 mm (C 0 048, Mn 0 22, P 0 01, N 0 006, Al 0 02%; FRT > Ar3, CT : 625°C)，冷轧是2.7mm，分批退火是1.40mm (Van Cauter et al 2000)。

图16 低于A3和A1温度所增加的冷却率

6.机械性能的过程参数的影响

机械性能的过程参数对铌微合金板材和带材的影响在图17中表示出。随着厚板坯重新加热温度的增加，铌钢的屈服应力临界值(Meyer and deBoer 1977)会因为Nb（CN）的溶解温度而增加。因为一些Nb（CN）析出物在达到溶液温度预沉淀之前就溶化了并产生沉淀强化。当超过溶化温度的时候，过多的奥氏体晶粒粗大化会导致屈服应力降低。因为沉淀硬化和晶粒粗大，应变转变温度（ITT）始终增长。

板材和热轧带钢的FRT的降低由于改进了铁素体尺寸增加了应力从而降低了ITT。精轧阶段的高的压下率（~40%）导致了同样的结果。

图17 过程参量对中厚板和热轧带钢机械性能的影响

图18 微结构性能管理

热轧带钢通过增加出轧辊道的冷却速率使在出轧辊道上的再结晶抑制而获得良好的铁素体晶粒尺寸以及导致了屈服应力和韧性的增加。

热轧带钢的卷曲温度同样是一个重要的参数。一个较低的卷曲温度将会使屈服应力降低，因为Nb（CN）的不充分析出使ITT降低。太高的卷曲温度会使析出物晶粒粗大从而降低他们的应力能力且降低了ITT。对于铌微合金钢卷曲温度~690°C是最适宜的(Militzer et al 1998)。

7 .微结构特性管理

之前我们探讨了重新加热、精轧、卷曲温度和轧制规程对于中厚板和热轧板带钢机械性能的影响。近年来，模型被应用来模拟钢的热加工过程，并且能完全实验进行，基于实验室和工业数据。并且被知识集约型所取代。而且还扎根于机械、物理、化学冶金领域。这些发展使钢铁工业能够能够系统地控制热变形并且生产特定微合金成分和机械性能的产品。热轧带钢的在图18中可见。在这种模式中(Siemens 2000)，目标的机械性能被预先设定来生产最适合质量的轧制产品。通过温度、压缩率、带钢速度、过程时间和化学分析等过程参数，模型就能确定轧制的钢的机械性能。

8 .结论

本文旨在讨论低碳钢中厚板和热轧带钢的热加工过程中的一些问题来达到特殊需求产品的最佳的结构和特性。它们有奥氏体向铁素体转换，回复过程、沉淀析出等。如今，在许多情况下对于中厚板通过再结晶控制轧制来去除正火处理工序成为可能。引进更加强力的轧机使降低精轧温度到两相区以使精轧后的中厚板获更高的强度成为可能。轧制载荷的降低和相变使温轧现在用冷轧和退火轧制的热轧的薄规格的板材产品成为可能。未来的一段时间将会证明，通过数学模型模拟变形过程会扩大热轧的产量，并且这种方式将能够取代热加工、冷轧、退火工序。并且将会对成本、质量和产量率产生重大影响。